原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料的塑性變形行為及性能研究.pdf

1、原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料不僅具有密度小、比強度高、比模量高、適應(yīng)規(guī)模化生產(chǎn)等優(yōu)點，而且可避免外加顆粒所產(chǎn)生的表面污染、界面結(jié)合差、易生成脆性相等缺點，是最具競爭力的高性能金屬基復(fù)合材料之一，在航空、航天、國防及先進制造業(yè)等高技術(shù)領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。然而，該材料由于大量增強顆粒的存在，使得其塑性成形加工性變差，特別是形狀復(fù)雜的構(gòu)件難以成形，這在很大程度上限制了它的應(yīng)用和發(fā)展，因此，探索原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料高應(yīng)變速率超塑性研究，有望

2、成為解決這一不足的有效途徑。本文成功原位合成了硼化物和金屬間化合物顆粒增強鋁基復(fù)合材料，研究不同塑性變形方式（鍛、擠、軋和攪拌摩擦）對原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能影響規(guī)律，并對原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料超塑變形行為與機理進行深入分析，確定實現(xiàn)原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料高應(yīng)變速率超塑性的方法及最佳超塑變形參數(shù)，建立超塑性變形機制模型，最后對不同變形態(tài)原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料摩擦磨損性能進行表征及磨損失效機制分析，為原位顆粒增強鋁

3、基復(fù)合材料的超塑性成形及推廣應(yīng)用提供理論和實驗依據(jù)。
　　本文設(shè)計采用Al-K2ZrF6-KBF4、 Al-K2ZrF6、 Al-K2TiF6-KBF4、Al-K2TiF6反應(yīng)體系，通過聲磁耦合原位熔體直接反應(yīng)法，成功合成了Al-Zr-B系和Al-Ti-B系復(fù)合材料，具體分別為:ZrB2/6063Al、Al3Zr/6063Al、ZrB2/2024Al、TiB2/6063Al和Al3Ti/2024Al復(fù)合材料。通過計算表明，原位合成

4、的硼化物和金屬間化合物增強顆粒與基體α-Al晶格原子點陣錯配度均小于9％，且具有共格對應(yīng)晶面，可作為異質(zhì)形核核心，并有效抑制基體α-Al晶粒長大，增強顆粒含量越高，基體晶粒細(xì)化效果越明顯。
　　塑性變形前后復(fù)合材料微結(jié)構(gòu)對比研究表明:塑性變形方式不同，原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料微結(jié)構(gòu)變化行為不同。鍛壓塑性變形后復(fù)合材料基體晶粒垂直于鍛壓方向伸長，形成流線型纖維織構(gòu)，增強顆粒發(fā)生微量偏移和轉(zhuǎn)動，隨著鍛壓塑性變形量增大，大尺寸長條狀A(yù)l

5、3Zr和Al3Ti增強顆粒斷裂，呈現(xiàn)短棒狀或多邊形小塊狀分散在基體中，顆粒分布的均勻性得到改善。軋制塑性變形加工后，復(fù)合材料基體晶粒組織呈條帶纖維狀，晶粒寬度在3～5μm，基體晶粒位向發(fā)生擇優(yōu)取向，由雜亂趨向于一致，均朝向利于軋制方向伸展，增強顆粒團聚消失。擠壓塑性變形后復(fù)合材料基體呈現(xiàn)規(guī)則的束狀纖維晶，晶粒直徑尺寸約為5～15μm，增強顆粒尺寸細(xì)化明顯，顆粒尖角部分圓鈍化，其呈彌散狀態(tài)。攪拌摩擦塑性變形后復(fù)合材料基體晶粒非常細(xì)小，尺寸

6、達到10μm以下，部分實現(xiàn)超細(xì)晶，鑄態(tài)中原團聚的增強顆粒被破碎分散，尺寸范圍約為0.1～5μm，分布均勻。TEM分析表明塑性變形未損傷原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料特有的界面優(yōu)勢，界面純凈無脆性相。此外，塑性變形對鑄態(tài)組織中氣孔、疏松等缺陷有顯著的改善作用。
　　XRD分析表明:塑性變形引起復(fù)合材料基體內(nèi)部不同程度微應(yīng)力集聚，致使復(fù)合材料中鋁基體α-Al相晶面(111)、(220)等方向衍射峰向右偏移，對應(yīng)衍射峰半高寬變寬，塑性變形使復(fù)

7、合材料基體晶粒發(fā)生擇優(yōu)取向扭轉(zhuǎn)、產(chǎn)生畸變等，同時造成位錯增殖與塞積。TEM分析表明:不同塑變方式會產(chǎn)生位錯分布不同;鍛壓塑變后復(fù)合材料中基體內(nèi)部位錯數(shù)量多于原始鑄態(tài)，呈規(guī)則、單向排列;攪拌摩擦塑性變形后位錯相互纏繞，交錯無序，交結(jié)成網(wǎng)狀，晶界模糊彎曲;軋制塑性變形后位錯線整齊，出現(xiàn)明顯滑移帶，晶界平直。通過“W-A”法計算位錯密度排序為:FSP＞軋制＞鍛壓＞擠壓＞鑄態(tài)。
　　力學(xué)性能與機理研究表明:不同塑性變形方式對原位顆粒增強鋁

8、基復(fù)合材料性能影響不同，傳統(tǒng)塑變方法鍛、擠、軋對原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料抗拉強度、硬度提高較大，但使得常溫塑性下降明顯。大塑性變形攪拌摩擦加工對復(fù)合材料的抗拉強度、塑性等綜合力學(xué)性能均有提高，尤其是室溫塑性提高近87％。在拉伸溫度480℃和初始拉伸應(yīng)變速率為0.15 s-1時超塑性實驗表明，僅攪拌摩擦塑性變形后復(fù)合材料呈現(xiàn)出超塑性，而擠壓、鍛壓、軋制和鑄態(tài)均未出現(xiàn)超塑性。塑性變形后原位顆粒增強鋁基復(fù)合材料強化機制以位錯強化和細(xì)晶強化為主

9、，輔助以O(shè)rowan強化機制來提升其綜合性能。
　　超塑性拉伸及變形機制研究表明:原位合成的鋁基復(fù)合材料超塑性能，隨拉伸溫度和初始應(yīng)變速率增大，均是先提高后下降，存在最佳超塑性變形條件。當(dāng)溫度為480℃時，攪拌摩擦態(tài)原位5wt.％Al3Ti/2024Al復(fù)合材料在初始應(yīng)變速率為0.15 s-1時獲得最佳超塑性，伸長率為475.5％。當(dāng)初始應(yīng)變速率為0.15 s-1時，拉伸溫度在510℃時獲得最佳超塑性，伸長率為640.3％;隨增強

10、顆粒含量增加，Al3Ti/2024Al超塑性能略有下降。計算攪拌摩擦態(tài)ZrB2/6063Al復(fù)合材料450℃、500℃超塑性激活能平均為153.4 KJ/mol，遠(yuǎn)高于鋁的晶界擴散激活能，超塑性協(xié)調(diào)機制為晶界擴散占主導(dǎo)地位。DSC數(shù)據(jù)分析表明:ZrB2/6063Al超塑性變形過程中存在微量液相。適量液相松弛應(yīng)力集中，及時填充晶界滑移造成的間隙空洞，有利于提高超塑性能。然而溫度過高，出現(xiàn)的液相過多，界面結(jié)合強度急劇下降，導(dǎo)致晶界失去傳遞載

11、荷和變形能力，超塑性能明顯下降。攪拌摩擦塑性變形鋁基復(fù)合材料超塑性變形機理以晶界滑移為主導(dǎo)，微量液相和動態(tài)再結(jié)晶協(xié)調(diào)完成。超塑性斷裂機制是拉伸變形后期微孔隙形核、長大、連接聚合導(dǎo)致最后斷裂。
　　摩擦磨損性能與機理研究表明:傳統(tǒng)塑變方式鍛、擠、軋對原位合成的復(fù)合材料摩擦磨損性能有明顯提升作用，復(fù)合材料經(jīng)鍛、擠、軋方式塑性變形后，基體硬度提高，增強顆粒形貌變圓鈍，分布變均勻，摩擦后磨痕表面更加平整，凹凸差異減小，磨痕粗糙度減小。其摩